JP3061977B2

JP3061977B2 - 高強度低熱膨張合金

Info

Publication number: JP3061977B2
Application number: JP5144627A
Authority: JP
Inventors: 光司佐藤; 丈博大野
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1992-11-16
Filing date: 1993-06-16
Publication date: 2000-07-10
Anticipated expiration: 2015-07-10
Also published as: JPH06200352A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、使用中の昇温によって
支障をきたす精密機械部品や、低弛度耐熱送電線用芯線
等に使用される高強度低熱膨張合金に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】従来より、架空送電線については、鋼芯
アルミ撚線（ＡＣＳＲ線）が使用されてきたが、近年の
電力需要の増大と地価高騰が相まって従来の鋼芯アルミ
撚線に代わる高強度で低い熱膨張係数をもつ合金線が望
まれるようになった。この用途では高強度低熱膨張合金
をアルミ撚線の芯材として使用するので、複数本の線材
を撚って束ねる作業が入る。この撚線作業の性能を評価
する手法として、線材の一端を固定して他端をねじる捻
回試験を実施し、捻回値として要求されている。

【０００３】このような用途に対し、特公昭５６−４５
９９０号、特開昭５５−４１９２８号、特公昭５７−１
７９４２号、特開昭５５−１２２８５５号、特開昭５５
−１２８５６５号、特開昭５５−１３１１５５号、特開
昭５６−１４２８５１号、特開昭５７−２６１４４号、
特開昭５８−１１７６７号および特開昭５８−１１７６
８号等のＦｅ−Ｎｉ系合金が提案されている。さらに、
これらの合金の強度と捻回特性を向上させる目的で、特
公昭６０−３４６１３号、特公平２−１５６０６号、特
公平２−４１５７７号および特公平２−５５４９５号等
の高強度低熱膨張合金線(ＡＣＩＲ線)あるいは合金線の
製造方法が開示されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上述した従来の高強度
低熱膨張合金は、いずれもＮｉまたはＮｉ＋Ｃｏを３５
〜５０％の範囲で含み、さらにＣやＮの侵入型固溶強化
元素やＣｒ、Ｍｏなどの数種の置換型固溶強化元素やＴ
ｉ、Ｎｂなどの数種の析出強化型元素を低熱膨張特性を
損なわない範囲で含み、残部がＦｅからなる合金組成で
ある。これらの合金は、いずれも固溶化熱処理あるい
は、焼鈍熱処理状態においては、良好な捻回特性が得ら
れるものの、引張強さはたかだか５０〜８０kgf/mm²の
範囲であり、この状態では低弛度架空送電線用芯線の用
途には適さない。しかし、これらの合金は、いずれも加
工硬化能が、従来の低熱膨張合金である３６％Ｎｉ−Ｆ
ｅ合金や、４２％Ｎｉ−Ｆｅ合金に比べて大きく、冷間
加工によって１００〜１３０kgf/mm²の引張強さが得ら
れ、一部で実用化されるようになった。

【０００５】しかし、従来の鋼芯アルミ撚線の芯線に用
いられているピアノ線の強度は、１７０kgf/mm²クラス
のものがより多くをしめており、これらの送電線の送電
容量を鉄塔の建て替えなしに高めるためには、１７０kg
f/mm²クラスのピアノ線と同程度の引張強さをもつ、低
熱膨張合金線が必要となっていた。また、ここで述べた
従来の高強度低熱膨張合金線は、単純に冷間域で強加工
を加えただけではねじりに対する変形能を表わす捻回特
性は大きく低下してしまうので、引張強さと捻回特性を
両立させるために上記の公報に開示された合金を種々の
煩雑な製造によって伸線化する方法が提案されている。
たとえば、特公昭６０−３４６１３号や特公平２−１５
６０６号では、いずれも冷間加工の前段階または冷間加
工の途中で歪取焼鈍を実施し、強度と捻回特性の両立が
試みられている。これらの製造方法には皮剥によって生
じる表面の歪みを焼鈍熱処理で除去することにより、良
好な捻回特性を得ることが開示されている。

【０００６】これに対し、特公平２−４１５７７号およ
び特公平２−５５４９５号に開示される合金線は上記の
特公昭６０−３４６１３号や特公平２−１５６０６号と
ほぼ同一の製造プロセスをとるが、ここでは、冷間加工
後の焼鈍時に生成するＭｏＣ炭化物が強度と捻回特性の
向上に寄与すると述べられている。しかし、特公平２−
４１５７７号および特公平２−５５４９５号の発明人の
１人は「Effect ofprocesses of drawing on torsional
property of high-tensile strength Invar alloy wir
e」(Wire Journal International vol.21,No.4(1988),P8
4)と題して捻回特性の改善に触れている。

【０００７】この論文において、捻回特性の改善は冷間
加工後にＭｏ2Ｃ炭化物を析出させる焼鈍熱処理を実施
するだけでは不十分で、とくに引抜後の合金線の横断面
の硬さ分布において、中心部の硬さがもっとも高くなる
ように、ダイスの引抜角を小さく、かつ潤滑性を高める
ためのクリストファーソンチューブと称される特殊な治
具が必要であると報告されている。しかし、ダイスの引
抜角を小さくしたり、潤滑性を高めるためのクリストフ
ァーソンチューブと称される特殊な治具を使用して捻回
特性を高めることは、引抜パス回数の増大（引抜角が小
さくなると摩擦抵抗が大きくなり、１パスあたりの減面
率を高くとることができない）を招き、ラインの工程変
更にも時間がとられ、全長数ｋｍにもおよぶ合金線の製
造に対してははなはだ効率の悪い製造方法である。

【０００８】このような観点から、本発明者は、特願平
４−１０２５６４号において、ステンレスインバーと呼
ばれる５４Ｃｏ−９Ｃｒ−残部Ｆｅの合金と、スーパー
インバーと呼ばれる３１Ｎｉ−６Ｃｏ−残部Ｆｅの合金
を、よりオーステナイト相が不安定な方向の組成とした
合金を比例関係で結ぶ領域に、さらにオーステナイト相
の加工硬化と加工誘起マルテンサイトの強度向上に大き
く寄与するＣを適量添加した合金を提案した。この合金
は、従来のインバー線よりもさらに高強度で、むしろピ
アノ線に近い引張強さと、煩雑な焼鈍工程を入れる必要
もなく、単純な冷間引抜工程を行なうだけで、従来のピ
アノ線と同じレベルの捻回値が得られる。しかし、この
合金では、低弛度架空送電線の常用温度域である常温か
ら２００℃程度までの温度範囲では、確かに低い熱膨張
係数が得られるものの、使用最大温度範囲となる常温か
ら、３００℃の温度範囲となると従来の低弛度架空送電
線よりもあきらかに高い熱膨張率を示すことがわかっ
た。

【０００９】以上の問題点を鑑み、本発明の目的は、従
来のＦｅ−Ｎｉ系高強度低熱膨張合金の強度 100〜130k
gf/mm²よりはるかに上のピアノ線に匹敵する170kgf/mm²
程度の引張強さをもち、かつ煩雑な工程を経ずとも安定
して高い捻回特性をもち、さらに常温から３００℃程度
の温度域まで、従来の低弛度架空送電線並みの低い熱膨
張係数を有する高強度低熱膨張合金を提供することであ
る。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、このよう
なピアノ線並みの高強度と広い温度域での低熱膨張係数
の両立を目的として、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ系合金に種々の
合金元素を添加した組成の熱間鍛造素材を用い、その合
金線の引張特性、捻回特性および熱膨張係数を調査し
た。その結果、熱膨張曲線の曲率の変化を表わす変移点
（変移点は、ほぼキュリー温度に相当し、変移点までの
温度領域においてインバー特性がえられ低い熱膨張係数
となるが、変移点を超える温度域では、急激に熱膨張係
数が大きくなる）が、特願平４−１０２５６４号に示さ
れる合金組成群では２００℃前後に位置し、そのために
低弛度架空送電線の使用最大温度範囲となる常温から、
３００℃の温度範囲では従来の低弛度架空送電線よりも
あきらかに高い熱膨張率を示すことがわかった。そこ
で、特願平４−１０２５６４号と同じ加工誘起マルテン
サイト変態を利用した高強度化の手法が利用できるＦｅ
−Ｃｏ−Ｎｉ系合金の組成範囲で、さらに変移点が高く
とれる領域を検討した結果、特願平４−１０２５６４号
に比べてＮｉ＋Ｃｏ量が比較的高く、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ量
が比較的低い領域に高強度と低熱膨張係数を両立する合
金組成領域が存在することを見出した。

【００１１】すなわち、本発明のうちの第１発明は、重
量％で、Ｃ０．０６〜０．５０％、Ｓｉ１．０％以下、
Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２２．８〜２９．２％、Ｃｏ
９．３〜２０％で、ＮｉとＣｏの関係が５８−（５／
３）Ｎｉ＜Ｃｏ≦８６．２５−（５／２）Ｎｉであり、
残部は不純物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオ
ーステナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテン
サイト相との２相を有する組織としたことを特徴とする
高強度低熱膨張合金であり、第２発明は、重量％で、Ｃ
０．０６〜０．５０％、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０
％以下、Ｎｉ２２．８〜２９．２％、Ｃｏ９．３〜２０
％で、ＮｉとＣｏの関係が５８−（５／３）Ｎｉ＜Ｃｏ
≦８６．２５−（５／２）Ｎｉであり、さらにＣｒ２．
５％以下、Ｍｏ３．５％以下およびＷ５％以下の１種ま
たは２種以上をＣｒ＋０．５４Ｍｏ＋０．２８Ｗ≦２．
５の範囲で含み、残部は不純物を除きＦｅからなる組成
で、少なくともオーステナイト相と加工誘起変態によっ
て生じるマルテンサイト相との２相を有する組織とした
ことを特徴とする高強度低熱膨張合金である。

【００１２】上記の第１、第２発明の合金には、必要に
応じて重量％で、Ｂ０．０２％以下、Ｍｇ０．０２％以
下およびＣａ０．０２％以下の１種または２種以上を添
加することができる。さらに、必要に応じて重量％で、
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの１種または２
種以上を合計で１％以下を含有することもできる。さら
に重量％で、Ａｌ０．２％以下とＲＥＭ０．２％以下の
１種または２種を添加することもできる。さらに、これ
らの組成の高強度低熱膨張合金のオーステナイト相は、
冷間加工後に相全体の少なくとも６５％以上である組織
とするのが低熱膨張特性を得るために望ましい。

【００１３】

【作用】以下、本発明の高強度低熱膨張合金の化学組成
範囲について、成分の限定理由を述べる。Ｃは、本発明
合金において、冷間加工時のオーステナイト相の加工硬
化と加工誘起マルテンサイトの強度向上にもっとも寄与
する元素である。また、オーステナイト安定化元素とし
てＮｉやＣｏの一部を置換することもできる。このよう
な効果を得るために、Ｃは、最低０．０６％を必要とす
るが、逆に０．５０％を越えるＣは、オーステナイト相
を過度に安定化させて、マルテンサイト変態を起こしに
くくするとともに、熱膨張係数の増加を招く。したがっ
て、Ｃ量は、０．０６〜０．５０％に限定する。より望
ましいＣの範囲は０．１０〜０．３０％である。

【００１４】ＳｉとＭｎは脱酸元素として本発明合金に
含まれる。だだし、過度のＳｉ，Ｍｎは熱膨張係数の増
加を招くため、それぞれ１．０％以下および２．０％以
下の添加にとどめる。ＮｉとＣｏは、本発明合金におい
て、残部を構成するＦｅとともに合金にインバー特性を
与えるのに不可欠な元素である。ＮｉとＣｏの成分範囲
は、図１の本発明領域内における相互の関係を満たす範
囲内においてのみ、常温から３００℃程度の広い温度領
域で、良好な低熱膨張特性と高い引張強度の両立が可能
である。本発明領域よりも右上あるいはＮｉ量が２９．
２％を超える領域Ａの合金組成になると、オーステナイ
ト相が強度の冷間加工を加えても安定になり、引張強さ
がせいぜい１４０kgf/mm²程度でこれ以上の加工硬化が
望めない。一方本発明領域よりも左下およびＮｉ量が２
９．２％以下の領域Ｂでは、本発明合金と同様、加工誘
起マルテンサイト変態によって高強度が得られる。

【００１５】しかし、領域Ｂの合金は、変移点が低いた
めに、２００℃程度までは低い熱膨張係数が得られる
が、２００℃〜３００℃間の熱膨張係数が急激に高くな
るために、本発明合金に比べて熱膨張特性が劣る。さら
にＣｏが２０％を超え、領域Ａと領域Ｂに挟まれる領域
Ｃでは、領域Ｂおよび本発明合金と同様、加工誘起マル
テンサイト変態によって高強度が得られ、変移点も高い
が、変移点までの熱膨張係数が高くなりすぎるために常
温から３００℃までのいずれの温度でも熱膨張係数が高
くなってしまう。したがって、本発明合金のＮｉ、Ｃｏ
量は、図１に示すごとく、２２．８〜２９．２％のＮｉ
と、９．３〜２０％のＣｏとを含み、かつ以下のＮｉと
Ｃｏの関係を満たす範囲内に限定する。５８−（５／３）Ｎｉ＜Ｃｏ≦８６．２５−（５／２）Ｎｉ・・・(1) 強度、熱膨張係数、合金価格の観点から、特に望ましい
ＮｉとＣｏの範囲は、２５．０〜２９．２％のＮｉと１
１〜１５％のＣｏを含み、かつ(1)式を満足する領域で
ある。

【００１６】Ｃｒ、ＭｏおよびＷは同属の元素で、とも
に基地であるオーステナイト相を安定化させるととも
に、固溶強化元素および一部は炭化物の析出強化元素と
して基地の加工硬化能を高めるので、必要に応じて単独
または複合で添加することができる。また、これらの元
素は低弛度耐熱送電線の使用最高温度である３００℃付
近の高温強度を高める作用をもつ。しかし、これらの元
素はともに変移点を大きく低下させる元素であるため、
Ｃｒの場合は２．５％、Ｍｏの場合は３．５％およびＷ
の場合は５％を超えると変移点が過度に低下して、２０
０℃〜３００℃間の熱膨張係数が急激に高くなってしま
うため、Ｃｒの上限を２．５％、Ｍｏの上限を３．５
％、およびＷの上限を５％にそれぞれ限定する。また、
これらの元素は固溶強化ならびに析出強化元素として原
子比で同様の働きをするため、Ｃｒ＋０．５４Ｍｏ＋
０．２８Ｗの和についても上限を２．５％とする。特に
望ましいＣｒ，Ｍｏ，Ｗの範囲は、それぞれ１．５％以
下、２．５％以下、３．５％以下で、かつ、Ｃｒ＋０．
５４Ｍｏ＋０．２８Ｗ≦２．０の範囲内である。

【００１７】Ｂはオーステナイト結晶粒界に偏析して粒
界を強化し、本発明合金の熱間加工性の改善や常温の延
性改善に効果がある。また、ＭｇやＣａは、Ｓと結びつ
いて粒状の硫化物をつくり、Ｂと同様、熱間加工性の改
善や常温の延性改善に効果がある。このような効果のた
めに、Ｂ、ＭｇおよびＣａは１種または２種以上を添加
することができるが、いずれも０．０２％を超える過度
の添加は、合金の融点を下げて、逆に熱間加工性を低下
させるのでＢ、ＭｇおよびＣａはいずれも０．０２％以
下に限定する。なお、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金を強化す
る元素としては、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏの他に、固溶強化また
は微細なＭＣ型炭化物の析出強化の点で同一作用を有す
るＶ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｚｒ等の元素を添加で
きる。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒはＣと結
合して微細な一次炭化物を形成し、オーステナイト相を
析出強化するとともに、一部が基地に固溶して、冷間加
工時の加工硬化能を高める。これらの効果のためにＶ，
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒは、１種または２種
以上を必要に応じて添加することができる。その効果は
少量の添加から発揮される。

【００１８】しかし、これらの合金元素の重量％の和
が、合計で１％を越えるようになると、粗大な一次炭化
物が析出して、冷間引抜の際に炭化物周辺にボイドが発
生しやすくなり、捻回特性のばらつきの原因となり、ま
た強度の上昇効果以上に熱膨張係数が高くなるようにな
る。よって、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，ＨｆおよびＺｒの
添加は、１種または２種以上で合計１％以下の添加とす
る。また、ＡｌとＲＥＭは脱酸や脱硫を目的として添加
することができる。それぞれ少量の添加から効果が表れ
るが、過度の添加は大気溶解を困難にするので、Ａｌ，
ＲＥＭの添加はそれぞれ、上限を０．２％以下とする。
また、Ｏ、Ｎ等のガス成分は合金中で介在物を生成し、
同じく捻回値のばらつきの原因となるので、本発明合金
線においてはそれぞれ、０．０１％以下が望ましい。本
発明にかかる合金は、上述した合金元素と残部Ｆｅから
構成される高強度低熱膨張合金である。

【００１９】次に、本願の発明合金においては、オース
テナイト量は６５％以上とするのが望ましい。加工誘起
マルテンサイトの変態量が増え過ぎてオーステナイト量
が６５％未満になると、熱膨張係数が高くなりすぎて、
本発明が意図する低熱膨張特性が得られなくなる恐れが
あるからである。

【００２０】上記の組成の本発明合金は、熱間加工後あ
るいは固溶化熱処理後に急冷して常温に戻しても、常温
ではほぼオーステナイト相が安定である。しかし、十分
に冷間加工を加えることで、加工誘起変態によって、マ
ルテンサイト変態を生じる。冷間加工による加工硬化
は、Ｃ添加によるオーステナイト基地の加工硬化能向上
に加え、マルテンサイト変態による効果が大きい。ま
た、本発明合金は線材に加工すると、特に冷間引抜の中
間工程で焼鈍処理を行なわなくても、２０回以上の安定
した捻回値が得られる。このレベルの捻回値は従来のピ
アノ線の捻回値のレベルと同等のものであり、これは、
冷間加工によってすでに存在する加工誘起マルテンサイ
ト相あるいは捻回中におきるオーステナイト相からマル
テンサイト相への変態による応力の緩和による効果が大
きいものと推察される。

【００２１】インバー合金に強度の冷間加工を加えて
も、基地のオーステナイト相が安定な場合は、熱膨張係
数は低いが引張強さが不十分であったり、線材に冷間加
工した際、単純な冷間引抜の工程では、捻回特性が不十
分になったりする。逆に、オーステナイト相が不安定に
なりすぎると、熱間加工後あるいは、固溶化処理後の冷
却過程で、マルテンサイト変態が生じて、もはやインバ
ー特性を得ることができなくなる。以上述べた理由によ
り、本発明合金が高い強度と低い熱膨張係数および高い
捻回値を同時に得るためには、オーステナイト相と加工
誘起変態によって生じるマルテンサイト相の２相を主相
とする必要がある。

【００２２】このような加工誘起マルテンサイトのオー
ステナイトへの逆変態温度は５５０℃以上の温度であ
り、送電線として使用される最高温度である３００℃前
後の連続的な使用は本発明合金において特性上、なんら
問題はない。また、加工誘起マルテンサイトは、送電線
として使用される際の中間および仕上げ製造工程におけ
るＡl被覆処理やＺnメッキ処理のような４００〜５００
℃の加熱で一部が炭化物とフェライトに分解することも
あるが、本発明合金において、少量のフェライトの存在
は、特性上なんら問題はない。また、炭化物相も少量存
在するが、特性上なんら問題はない。

【００２３】

【実施例】表１に示す組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｗ）系合金を溶製し、熱間鍛造によって直径１
３．０mmの丸棒に仕上げた。その後、８５０℃から９８
０℃の温度で３０分保持後水冷の固溶化処理と表面の皮
剥を行ない、直径１２．３mmとした。さらにこの試料を
用いて、熱膨張係数を測定するとともに、冷間引抜によ
り加工率８４〜９３．５％の範囲で、直径４．９〜３．
１mmのコイルを作製した。冷間引抜は、ごく一般的なア
プローチ角１２゜のＷＣ製のダイスを使用し、１パスあ
たり、２０％前後の減面率で伸線した。

【００２４】その際の伸線速度は、通常の鋼線の伸線速
度と同程度の速度で行なった。これらの線材を用いて最
終加工ままの状態で熱膨張試験、引張試験、捻回試験、
巻付・巻戻し試験および合金中のオーステナイト量の測
定を実施した。この結果を表２に示す。本発明合金につ
いては、１６０kgf/mm²以上の引張強さと３１０℃まで
の低い熱膨張係数を両立する最適な加工率の線径の試験
結果について、また、比較合金No.３１についても１６
０kgf/mm²以上の引張強さが得られた線径の試験結果に
ついて、さらに比較合金No.３２〜３４と従来合金No.４
１については、加工率９３．５％、直径３．１mmまで、
引抜いた時点での試験結果を記載した。

【００２５】熱膨張測定は示差熱膨張計により、３０℃
から２３０℃および３０℃から３１０℃までの平均熱膨
張係数を測定した。引張試験の伸びは標点間２５０mmで
測定し、引張強さと絞りについていずれも５本の平均値
を求めた。また捻回試験は、掴み間を自己径の１００倍
とし、回転数６０ｒｐｍで破断までの捻回値をそれぞれ
１０本測定して、平均値を求めた。巻付・巻戻し試験に
ついては、自己径の１．５倍の芯線に各８回巻付・巻戻
しした際に試験片が破断するか否かを調査し、割れの無
い場合は合格として○印を、割れが発生した場合は不合
格として×印を表２に記載した。さらに、試料横断面の
Ｘ線回折を行ない、以下の式によりオーステナイト量と
マルテンサイト量の相比を求めた。オーステナイト相（％）＝｛Ｉγ／（Ｉγ＋Ｉα）｝×
１００Ｉγ＝Ｉγ(111)＋Ｉγ(200)＋Ｉγ(220)＋Ｉγ(311) Ｉγ(111)等はオーステナイトのＸ線回折強度Ｉα＝Ｉα(110)＋Ｉα(200)＋Ｉα(220)＋Ｉα(211) Ｉα(110)等はマルテンサイトのＸ線回折強度

【００２６】

【表１】

【００２７】表１に示す合金のうち、No.１〜２２は本
発明合金、No.３１〜３４は比較合金およびNo.４１は、
特開平３−１１５５４３号に開示される高強度低熱膨張
合金である。また、本発明合金と比較合金については、
ＮｉとＣｏの関係を図１に示している。表２より、本発
明合金は８４〜９３．５％の冷間加工後に１６０〜１８
０kgf/mm²の引張強さと３０℃から３１０℃間の平均熱
膨張係数で５．５×１０マイナス６乗/℃以下の熱膨張
係数を併せもち、従来のピアノ線と同等あるいはそれに
近い引張強さとピアノ線の１／２以下の熱膨張係数が得
られることがわかる（ピアノ線の熱膨張係数α30-310
℃：１１．５〜１３×１０マイナス６乗／℃）。

【００２８】これらの特性は従来のＦｅ−Ｎｉ系の高強
度低熱膨張合金、たとえば、従来合金No.３１と比べる
と、熱膨張係数はやや劣るが、引張強度には格段の差が
見られる。既存鉄塔の建て替えなしに、送電線を張り替
えるためには、ピアノ線と同等の強度を持つことが絶対
条件となるので、弛度の点では、従来のＦｅ−Ｎｉ系の
高強度低熱膨張合金線に同等あるいはやや劣る程度であ
るが、強度面では、はるかに従来のＦｅ−Ｎｉ系の高強
度低熱膨張合金線を上回ることがわかる。

【００２９】

【表２】

【００３０】また、表２より、本発明合金は高い捻回値
と優れた巻付・巻戻し特性を有することがわかる。この
ような効果は、冷間加工時に存在する加工誘起マルテン
サイトおよびこれらの各種試験の塑性変形中に生じるオ
ーステナイト相から、マルテンサイト相への変態によっ
てもたらされる。表２より本発明合金は、オーステナイ
ト相とマルテンサイト相の相比において、７５〜９０％
のオーステナイト相と約１０〜２５％のマルテンサイト
相からなっていることがわかる（実際には、少量の炭化
物が第３相として存在する）。通常、オーステナイト安
定型のインバー合金は、冷間加工によって熱膨張係数が
低下するが、本発明合金は冷間加工前よりも、冷間加工
後の状態の方が３０℃から３１０℃間の平均熱膨張係数
がいずれも高くなることから、すべて冷間加工によって
加工誘起変態が生じていることはあきらかである。

【００３１】一方、比較合金No.３１のように本発明合
金に比べて、図１の領域Ｂに属するようなＮｉとＣｏの
組成では本発明合金と同じく、加工誘起変態によって高
い引張強さが得られるが、ＮｉとＣｏ量の関係が最適化
されていないために、変移点が低く、２３０℃までの熱
膨張係数では本発明合金並みの低い値が得られるものの
３１０℃までとなると本発明合金に比べてあきらかに熱
膨張係数が高くなる。また、比較合金No.３２や３４の
ようにＮｉとＣｏが、図１の領域Ｂに属するような場
合、また、No.３３のように、Ｃｒ＋０．５４Ｍｏ＋
０．２８Ｗが本発明合金範囲よりも高くなる場合には、
いずれもオーステナイト相が安定になりすぎて、９３．
５％という強度の冷間加工を加えても加工誘起変態は生
じず、本発明合金に比べてあきらかに引張強さが劣って
しまう（No.３２〜３４はいずれも１００％オーステナ
イト相）。また、比較合金No.３２〜３４および従来合
金No.４１は、皮剥後に単純に冷間加工を行なうだけで
は、捻回値が１０回以下の低い値となり、送電線の芯線
の用途に対しては適さなくなる。

【００３２】

【発明の効果】以上述べたように本発明の合金は、従来
の低熱膨張合金より、ワンランク上、つまりピアノ線と
同等あるいはそれに近い引張強さと、簡便な製造工程で
もピアノ線並みの安定して高い捻回値が得られ、常温か
ら３００℃程度の広い温度域にわたってピアノ線の１／
２以下の低い熱膨張係数を有するものである。本発明合
金により、信頼性に優れ、従来のピアノ線を芯線に用い
た送電線よりも送電容量が高い低弛度送電線の製造が可
能となり、したがって、比較的容易に送電線の送電容量
を増大させることが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金および比較合金のＮｉとＣｏの関係
をプロットした図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平４−176844（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−116359（ＪＰ，Ａ) 特開昭57−26144（ＪＰ，Ａ) 特開昭55−128565（ＪＰ，Ａ) 特開平６−17199（ＪＰ，Ａ) 特開平１−306541（ＪＰ，Ａ) 特開昭50−30728（ＪＰ，Ａ) 特開平５−171358（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C22C 38/10 C22C 38/52

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ０．０６〜０．５０％、Ｓ
ｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２２．８〜２
９．２％、Ｃｏ９．３〜２０％で、ＮｉとＣｏの関係が
５８−（５／３）Ｎｉ＜Ｃｏ≦８６．２５−（５／２）
Ｎｉであり、残部は不純物を除きＦｅからなる組成で、
少なくともオーステナイト相と加工誘起変態によって生
じるマルテンサイト相との２相を有する組織としたこと
を特徴とする高強度低熱膨張合金。
【請求項２】重量％で、Ｃ０．０６〜０．５０％、Ｓ
ｉ１．０％以下、Ｍｎ２．０％以下、Ｎｉ２２．８〜２
９．２％、Ｃｏ９．３〜２０％で、ＮｉとＣｏの関係が
５８−（５／３）Ｎｉ＜Ｃｏ≦８６．２５−（５／２）
Ｎｉであり、さらにＣｒ２．５％以下、Ｍｏ３．５％以
下およびＷ５％以下の１種または２種以上をＣｒ＋０．
５４Ｍｏ＋０．２８Ｗ≦２．５の範囲で含み、残部は不
純物を除きＦｅからなる組成で、少なくともオーステナ
イト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相
との２相を有する組織としたことを特徴とする高強度低
熱膨張合金。
【請求項３】合金組成が請求項１、２のいずれかに記
載の組成に、さらに重量％で、Ｂ０．０２％以下、Ｍｇ
０．０２％以下およびＣａ０．０２％以下の１種または
２種以上を含み、少なくともオーステナイト相と加工誘
起変態によって生じるマルテンサイト相との２相を有す
る組織としたことを特徴とする高強度低熱膨張合金。
【請求項４】合金組成が請求項１〜３のいずれかに記
載の上に、さらに重量％で、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈ
ｆおよびＺｒの１種または２種以上を合計で１％以下を
含有し、少なくともオーステナイト相と加工誘起変態に
よって生じるマルテンサイト相との２相を有する組織と
したことを特徴とする高強度低熱膨張合金。
【請求項５】合金組成が請求項１〜４のいずれかに記
載の上に、さらに重量％で、Ａｌ０．２％以下とＲＥＭ
０．２％以下の１種または２種を含み、少なくともオー
ステナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサ
イト相との２相を有する組織としたことを特徴とする高
強度低熱膨張合金。
【請求項６】オーステナイト相が全体の少なくとも６
５％以上である組織としたことを特徴とする請求項１〜
５のいずれかに記載の高強度低熱膨張合金。